AA5754合金退火后的混合焊接 ︰ 焊后热处理对显微组织和力学性能的作用外文翻译资料

 2022-10-24 22:16:30

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AA5754合金退火后的混合焊接 ︰ 焊后热处理对显微组织和力学性能的作用

摘要：

本文研究了AA5754合金退火后的混合焊接以及焊后热处理对微观结构和力学性能的作用。并对母材和焊缝的显微组织和硬度进行了分析。由于偏析, 焊接中心线处观察到最低的硬度值。焊缝融合区处一个狭窄的区域有较高的硬度。在焊接接口熔合区和热影响区的一个狭窄的区域之间显示了较高的硬度,焊接循环促进了镁的固溶强化和晶粒大小。由于可溶性物质（硅镁和镁铝化合物）的溶解，热影响区的硬度高于母材区。350°C的焊后热处理增强了融合区的硬度和抗拉强度，然而焊缝孔隙的存在、粗晶粒生长和第二相固溶偏析促进了裂纹的形成。

关键字：混合焊 AA5754 焊接缺陷 微观结构 硬度 焊后热处理

  1. 介绍

AA5754 铝合金显示了良好的成型性能，较高的疲劳强度和优秀的可加工性。它是 5xxx 系列高强度的合金。它非常适合基础应用于造船、化学工业以及核设施等。汽车零件和车身是通常用 5xxx 合金制造。库马尔等人研究了含有较高浓度杂质情况下 AA5754 合金固溶后微观组织。加工硬化和固溶强化是主要的强化方式。与加工硬化相比第二相（时效热处理）铝镁合金硬化程度很小。铸态的显微组织主要是硅镁化合物和铁金属化合物间的枝晶偏析，均匀化处理导致可溶性的粒子，比如 Mg2Si 溶解，因此通过固溶强化提高硬度。焊接方式,接头的强度和合金硬度以及退火情况等加工硬化条件都会对5000系列合金产生影响。融合区和熔合线附近的退火区以及热影响区的结晶固化导致强度和硬度的损失。焊接热循环并不影响母材区。从母材到焊缝融合区处硬度降低了。因为通常Al-Mg合金中加入加工硬化条件抵消硬度的损失使合金在退火条件下具有良好的强度。此外,焊后热处理并不适用于铝镁焊缝加工硬化状态的焊接,以避免母材结构的变形及其强度的下降。铝-铜-镁，铝-镁-硅，铝镁锌铜合金等焊后热处理通过那些合金硬化的条件产生了第二相时效硬化。在这种情况下,第二相颗粒引起的硬度增长甚至抵消了热处理组织还原导致的硬度损失。一般来说常规焊接热变形和残余应力降低了焊缝的质量。创新的焊接方法可用于扩展AA5754的应用范围和提高它的总体性能。刘讨论了双脉冲金属极惰性气体保护电弧焊对AA5754金属液滴转移、焊池、焊缝尺寸和铝合金的焊接接头机械性能的影响。结果表明DP-GMAW的金属转移， 焊池和焊缝尺寸明显有别于P-GMAW。尤其是，焊缝的晶粒尺寸随热脉冲频率的增加而变化以及共晶以 Mg2Si 沉淀均匀地分布在熔合区。Senkara和张研究了 AA5754 在电阻焊中焊接热影响区的裂纹行为。另一种相关的方法是用搅拌摩擦焊研究了这种合金。T.S.马哈茂德和助教哈利法发现工具旋转速度和搅拌 （停顿） 时间影响了焊缝结构与焊接的强度。混合激光电弧焊 （大功率） 最近确立了其作为领先焊接手段的焊接过程。它结合了常规弧焊和激光束焊接。耦合的热来源是单一熔池的协同效应，可以在同一时间进行交互。由于激光束和焊接电弧复合焊接提供许多优点，如激光焊和接弧焊独立,焊接速度高,深层渗透,优秀的减小误差的能力以及良好的稳定性和焊接效率。激光-电弧功率比 (R) 在复合焊接过程中发挥重要的作用。比率对确定激光和弧之间的熔池形成具有较大的影响。研究调查发现热阻对接头尺寸和凝固速率的作用是无关紧要的。尤其是凝固速率随比率增长会产生更好的焊接微观结构。对铝镁合金的混合激光电弧复合焊研究不是很多。闫和其他人研究了AA5083-H111的显微组织、 力学性能和疲劳强度等参数。他们罕见的观察到由于在焊接过程中镁熔合区燃烧硬度的损失和热影响区的软化。利奥等人研究了退火态AA5754的混合激光焊，在熔合区观察到了孔隙和裂缝。Casalino 等人实现了激光与电弧的配合使用。近年来已开发了有前景的纤维活性介质激光系统。他们提供了转换效率高、光束质量强的1微米左右波长的光学输出。特别对焊接过程参数进行优化后获得了无明显缺陷的接头，它具有良好的力学性能。本文介绍了AA5754的焊后热处理，焊接在退火条件由光纤激光电弧复合热源焊接的效果。在本研究中，热影响区的硬度可以忽略不计，此外，母材硬度不会因热处理下降。因此，通过硬度、 拉伸试验和断口实验来分析焊后热处理对力学性能的影响。

  1. 实验装置

在退火条件下的3 毫米厚AA5754（冷轧钢板） 合金。表 1为合金的化学成分报告。热源是光纤激光器镱激光系统 (IPG YLS-4000)，它的最大输出功率为4 千瓦，加上惰性气体保护焊发电机 (GENESIS 503 PSR)。激光光源是交互纤维制作的。另外纤维直径、 光束、 波长、 焦距和光斑直径的参数在表2.激光束与地面垂直角度为40°，激光束是实验配置主要的热源，而提供填充材料的激光弧线是协助热源。焊缝的成型是一个综合的过程，取决于几个因素，热量来源影响尤其明显。两个源之间的距离等于 2.5 毫米，通过惰性气体氩，可以在该环境中使电弧稳定点火。填充材料是 ER 5356，它的化学成分在表 3。四个接头在不同的激光功率(PL)、弧热能 (Pmig)和稳定的焊接速度(3.5米/分钟)下处理。表 4中展示了两种功率和三种弧热能情况下的数据.实验使用Nikon Epiphot 200光学显微镜(OM)和配备了能量色散x射线能谱仪(EDS)的Zeiss EVO扫描电子显微镜(SEM)对横焊缝截面的微观结构进行了分析。

用凯勒试剂或 NaOH 溶液蚀刻标本的标准的金相制作过程。晶粒结构在电解抛光（0°C 下的20%高氯酸和80%乙醇,电解参数:15 V和60s）,阳极氧化（巴克蚀刻、阳极参数:20 V和80s）后光学显微镜下进行观察得到。. 融合区和热影响区的尺寸使用NIS软件的成像分析进行测量。NIS-Elements是Epiphot 200 光学显微镜上提供的尼康软件，用于图像捕获、 对象测量和计数。为了研究晶粒在焊接热影响区的分布，3 个区域每个直径300微米 (100 x)。使用 NIS 软件成像分析对晶粒进行了测量。对于每个区域确定晶粒区域比例（粒子总面积除以目标区域的面积）。对三个不同的焊后热处理(350°C)进行s2样本(20 x5x 3毫米)使用盐浴。在表5中对持续时间和焊接温度进行了总结。样本s2被选中,因为它表现出最好的硬度分布。。维氏硬度(0.5/15)使用LEICA VMHT在一个从顶部和底部表面的焊缝横截面固定的距离(1毫米)内测量。压痕的数量在一个固定的上/下表面距离中为17。压痕之间的距离是500 微米。在s2 T350_50矩形标本(20 x5 x 3毫米) 进行了焊缝抗拉强度的测试。

3.基础材料表征

对退火和再结晶状态的铝镁合金进行了研究。光学显微镜显微图像 (图 1) 显示铝（固溶相） 和一系列金属间化合物析出物。基于以前的工作，可以确定针状形状光的灰色粒子是 （铁、 锰） Al6 （图 1a、 b），同时形状圆形暗灰色的颗粒是脆性强的（铁、 锰）（图 1a、 b）。最后一个可以表现出轧制加工过程中的一些裂缝。更大的黑色颗粒是Mg2Si （图 1a、 b） 也有较小的 Mg2Al3。退火以后Mg2Si颗粒可以与铁颗粒形成金属核(图 1 c)。BM (图 2b) 的元素映射 (图 2a) 证实黑色的铁晶粒和白色的镁晶粒的存在。镁是均匀分布的固溶体。BM 显微结构 (图 3) 展出退火促进再结晶晶粒的生长。样品阳极氧化后再结晶的晶粒可以在图 3 中清楚地观察到。BM组织表现出退火热处理引发的各向等大的再结晶。图3中的金相阳极氧化后的样品再结晶颗粒明显可见。BM颗粒在横焊缝截面的平均直径20plusmn;3 微米。硬度值是60plusmn;1HV,极限抗拉强度为244.3 N /平方毫米,伸长率16.7%。

4.实验结果

4.1.焊缝形状和微观结构

焊缝尺寸取决于工艺参数。所有的接头横截面呈现典型的酒杯的形状，上区表示为“冠区”和低窄激光区。这两个区因两个热源影响有不同的形态(图 4b，c)。LZ 形状是由激光束和 CZ 形状控制。FZ 的大小改变主要与Mig脉冲相关 (图 4b)。随着Mig 脉冲增加Pl 熔池尺寸相应增加，因为母材的融化是由电弧控制的 （图 4b，c）。相比之下，在恒定的 Mig脉冲下改进的电弧稳定性强，FZ 面积下降时 Pl 上升 (图 4b，c) ，提高了激光功率 ，FZ 展出树状显微结构 (图 5a)。金相阳极氧化后产生了柱状晶。从焊接热影响区界面处内部柱状晶相对 FZ长大 (图 5b)。此外，柱状晶粗晶粒接近焊接接口中心线(图 5b)。CZ等轴晶比 LZ面积小得多(图 6)。等轴共晶的平均大小明显大于母材 (图 5b)。此外，里面有一个细化晶粒的区域，称为 细晶区 (FGZ)，在熔合区和热影响区 （图 5 d） 之间。该区域的平均大小是 85 plusmn;5 微米。 FGZ 和 BM之间的焊接热影响区的大小是低于 600 微米。后通过 NaOH 溶液的金相蚀刻，另一个窄区域接近 （在焊接热影响区） FGZ 的平均晶粒尺寸大于的母材 (28plusmn;3微米）。对 BM来说很可能是由于焊接热循环产生了轻微的晶粒粗化 (图 5 d)。FZ 微观结构可能是受枝晶偏析 （在图 5a 黑颜色） 和第二相分离 (图 5 c) 影响，该组织基本上接近焊接中心线。第二阶段析出了不溶性（以 Mg2Si 相为主）的物质 （图 5 c），一些凝固裂纹和边缘的柱状晶。观察 LZ (图 6)发现，由于高温 (T)，热影响区经历了严重变形。焊接热循环改变晶粒尺寸和粒子的微观结构。特别是，在熔合线附近达成了最高温度。在图 7 中的宏观图清楚地表明热影响区与 BM 的不同。用扫描电镜分析了热处理 后BM 的微观结构。图 8 比较了背散射电子 (BSE) 和未经处理的 BM 和热影响区的显微照片。这些图像显示了热处理后的BM (图 8b) 和 (图 8 c) 焊接热影响区对未经处理的 BM的比较 (图 8a)。热处理后的BM 显示，可溶性更小的粒子能够溶解在加热持续时间短的高温合金中。产生在热影响区的黑色颗粒 （以 Mg2Si 和/或 Mg2Al3为主）大量减少。热影响区和 BM的 分布 (图 9a) 在 s2 的横断面测量晶粒 (图 9b) 区域内等效直径等于或高于 2微米。调查的地区被分成三个 300 微米厚的区域 (图 9a)。1 区和 2 区涉及焊接热影响区;3 区是 BM.区 1 最接近熔化区。HAZ(Fig.9a) 中对颗粒分布的分析表明粒子数目从 BM 到 FZ减少。

4.2.机械性能和焊后热处理

沿焊缝截面在 1 毫米 (CZ) 自上而下或自下而上 (LZ)测定硬度。图 10 显示为两个测试点的硬度。合金相图显示了焊接中心线。观察每个合金相图在 FGZ的最高硬度值。硬度逐渐从焊接中心线 FGZ 和 FGZ 对 BM降低。最后的结果表明，焊接热循环导致对 BM 焊接热影响区硬度增加。分析所有的合金相图之间的主要区别是在焊接中心线硬度值。每个合金相图的硬度最小值获得 LZ 中线和 BM 硬度比去年有所下降。特别是 s4 和 s2 的样品在焊接中心线在 LZ 和 CZ 显示出了最高的硬度。S1 样本测出了最低值。考虑到 CZ 和 LZ 的硬度， s2 接头加工的焊接参数较好。因此，s2 接头受到了焊后热处理以提高其力学性能。对 s2 使用 T350 热处理后的硬度合金相图显示中 FZ 的硬度值对 CZ大大增加 （图 11a） 和 LZ （图 11b）。在焊接50 分钟保温时间后中心线最低硬度消失 (图 11 c，d) FZ 硬度高于 BM (图 11 d)。屈服应力值 (纵向应力)、 BM 断裂 (伸长率 ef) 极限抗拉强度 (UTS) 与应变和标本 s2 中未经处理和经过T350_50处理的状态报告在表 6 中。应力-应变曲线如图 12 所示。屈服应力 (纵向应力) 和T350_50热处理相对于未经处理样品较高，而在断裂处的应变是类似的。图 13 显示了处理和未经处理的接头断口的显微外观。这两个标本在 FZ 开裂。特别是断裂从底部一侧开始主要沿焊接中心线蔓延到整个截面。断裂是主要韧性虽然为这两种样品的适度伸长。两个断口之间没有明显差异。事实上拉伸试验结果(表6)表明,样品可能呈现类似的伸长，这显示断裂被扩大主要由于孔隙的存在,粗粒度和不溶性物质第二阶段的偏析。

  1. 讨论

铝镁结构的等轴再结晶晶粒由于退火的热处理（图3）。在焊缝截面BM颗粒的平均直径为20plusmn;3 微米。硬度值为60plusmn;1HV.镁铝基质（固溶体）内分布如图（图2）。此外镁原子形成金属间化合物颗粒可溶性和不溶性的有

其它合金元素（图1,2）。

热影响区位于BM和FZ之间。HAZ在焊接周期的峰值温度为刚固相线以下温度。热影响区是由BM的热处理决定的，其强度与来自熔化区的距离而变化。

热处理强加一个陡峭的热梯度（在T接近熔化在很短的时间点到室温），由于在焊接周期中，小镁颗粒（既Mg2Al3高温和Mg2Si相）能够溶解，从而导致了原子扩散固体状态。此外，由于快速的冷却速度，可能是溶质原子仍然被困在Al基体无沉淀颗粒，如[5,6]。事实上，HAZ的OM可以观察出比在BM的更清洁的基质。（图7）随后在550℃，20秒和空冷处理的BM的热处理的SEM观察表明由于热处理，镁颗粒减少，这样的Mg原子的铝基质扩散（在固体溶液）。（图8b）

此外，在热影响区的颗粒所占比例的总面积逐渐减小。从内部到FZ界面镁颗粒的溶解（图9）和以前的结果相比较（图7），由于镁颗粒的溶解，固溶强化作用导致HAZ硬度相对于BM的增加（图10）。

联合组织受到过冷度度和对流的作用[32,33]，开始于BM接口，沿着焊接中心线生长。该FGZ（图5d）地区是由于强热过冷，在该区域的熔融金属经过随后快速冷却，并且新的晶粒发出大量的热，晶粒平均尺寸比BM的较小。靠近FGZ区域时，在HAS，晶粒有相对较大的平均尺寸图5d）。晶粒粗大化，由于焊接热循环FZ表现出树突状

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